JP5307729B2 - 無鉛快削鋼 - Google Patents
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Description
本発明は無鉛鋼およびその使用に関する。より詳細には、本発明は、鉛を添加しておらず良好な焼入れ性、被削性および耐摩耗性を有する快削鋼に関する。
快削鋼には複数の異なる用途がある。用途の例は、測定プローブおよび機器、自動車部材（燃料噴射装置およびＡＢＳブレーキの精密バルブなど）ならびに時計部品があり、それらは全て、線材から、かつ／または線材を利用して製造される用途の例である。言及された用途は全て、小さい寸法の線材または棒材を利用する。これは、使用する切削装置での制約により部材の製造時に低い切削速度を使用する必要性につながることもある。この文脈において、小さい寸法は、１５ｍｍ未満のワイヤ直径と考えられる。上述の用途は一般的に、被削性、焼入れ性および耐摩耗性の性質が同時に最適化されることを要する。場合によって、鋼の部材を貯蔵および／または製造する際の腐食性、すなわち錆を形成する傾向が重要になることもある。
現在一般的に使用される快削鋼は鉛を含むことが多いが、これは望ましい被削性を与える効果的な元素である。しかし、鉛は環境に有害な元素であり、したがって環境に関する法律内の開発は、鋼の添加元素として鉛が禁止または制限されるかも知れないことを示す。この文脈において、環境に優しいとは、製造、特に熱間加工、部材の切削、使用および再生利用の際に、材料の直近にある自然または人々にとって有害でないことを意味すると考えられる。
鉛含有快削鋼の一例はSandvik 20APであり、１重量％のＣ、０．２重量％のＳｉ、０．４重量％のＭｎ、０．０５重量％のＳおよび０．２重量％のＰｂの公称組成を有する。この鋼は非常に良好な被削性、耐摩耗性および焼入れ性ならびに熱処理後の優れた寸法安定性を有する。これらの性質により、測定装置におけるシャフトや、特に自動車産業における精密バルブなどの細長い部材に非常に好適である。それは、時計部材、測定プローブおよび精密工具などの他の用途にも使用できる。しかし、この材料は鉛を含有しているので、環境に優しいとは考えられない。
無鉛快削鋼の例は、米国公開特許番号US2003/0113223 A1、欧州特許EP1270757 Aおよび米国特許第5,648,044A号に見いだすことができ、これらは全て機械構造用途向けである。しかし、これらの鋼は小さい寸法に満足できる性質を与えず、したがって適切な部材を構成しない。
したがって、本発明の目的は、特に小さい寸法で線材として使用でき、かつ環境に有害でない代替鋼を提供することである。
前記目的は、請求項１による鋼により達成される。前記鋼は鉛を含まず、したがって環境に対しての有害性がはるかに低い。さらに、前記鋼は、高い焼入れ性、良好な被削性および高い耐摩耗性を有する。前記鋼は、鉛含有鋼Sandvik 20APなどの従来技術に比べ、類似またはわずかにより良好な腐食性も有する。
本発明の無鉛快削鋼は、測定プローブおよび装置、燃料噴射装置およびＡＢＳブレーキの精密バルブなどの自動車部品などの用途への使用に非常に好適である。時計に使用するのにも非常に好適である。
前記鋼は、主として上述の用途など小さい寸法で使用するために開発されたが、焼入れ性および被削性が要求される他の用途および快削鋼が適切な材料の選択物と考えられる他の用途にも使用されることがある。
（詳細な説明）
種々の元素の含有量および効果を以下に説明するが、含有量に関する数字は全て重量パーセント（重量％）である。
Ｃ：０．８５〜１．２重量％
炭素は、マルテンサイトの硬さを増し炭化物量を増すことにより鋼の硬さを向上させるであろう。しかし、炭素の含有量があまりに高いと、被削性が低下することがある。したがって、この鋼における炭素の上限は、被削性の低下を避けるため１．２重量％であるべきである。意図された用途で使用される鋼で製造された部材の適切な硬さおよび耐摩耗性を得るために、炭素の下限は０．８５重量％であるべきである。
炭素は、マルテンサイトの硬さを増し炭化物量を増すことにより鋼の硬さを向上させるであろう。しかし、炭素の含有量があまりに高いと、被削性が低下することがある。したがって、この鋼における炭素の上限は、被削性の低下を避けるため１．２重量％であるべきである。意図された用途で使用される鋼で製造された部材の適切な硬さおよび耐摩耗性を得るために、炭素の下限は０．８５重量％であるべきである。
低い炭素含有量は被削性には有益であるが、他の性質には不利益な効果を持つ。これらの不利益な効果は、代わりとなる元素の量を増やして打ち消すことができる。炭素含有量の低下により焼入れ性が低下することがあるが、焼き入れ性を向上させる、すなわちパーライト変態やベイナイト変態を遅らせるマンガン、クロム、銅およびニッケルなどの元素の増加により補うことができる。炭素含有量の低下は炭化物の分率も低下させるが、炭化物形成元素、主にクロムを増やして補うことができる。しかし、クロム含有量の上昇は、材料の硬さと耐摩耗性の最適な組み合わせを得るために、炭化物含有量および焼入れ温度に対して釣り合わせなければならない。好ましい実施形態によると、炭素含有量は０．９〜１．１重量％とすべきである。
Ｓｉ：０．１〜０．６重量％
ケイ素は固溶硬化作用を持つ。ケイ素は、焼戻し時に炭素の活量も増加させる。さらに、酸素との親和性が高いので、材料の純度を向上させるために、製造中に鋼を脱酸するためケイ素がしばしば使用される。これらの効果は、０．１重量％未満のケイ素含有量では利用できない。高いケイ素含有量では、熱間成形性が低下する。したがって、ケイ素含有量は０．６重量％ケイ素を超えるべきでなく、好ましくは最大０．４重量％である。好ましい実施形態によると、ケイ素含有量は０．１５〜０．３重量％、より好ましくは０．２〜０．３重量％である。
ケイ素は固溶硬化作用を持つ。ケイ素は、焼戻し時に炭素の活量も増加させる。さらに、酸素との親和性が高いので、材料の純度を向上させるために、製造中に鋼を脱酸するためケイ素がしばしば使用される。これらの効果は、０．１重量％未満のケイ素含有量では利用できない。高いケイ素含有量では、熱間成形性が低下する。したがって、ケイ素含有量は０．６重量％ケイ素を超えるべきでなく、好ましくは最大０．４重量％である。好ましい実施形態によると、ケイ素含有量は０．１５〜０．３重量％、より好ましくは０．２〜０．３重量％である。
Ｍｎ：０．４〜１．２重量％
マンガンは、硫化物の形態に影響を及ぼし、マンガン硫化物を形成して鋼の被削性を上昇させる。マンガンは、加工硬化の上昇および焼入れ性上昇の傾向も持つ。しかし、快削鋼中の多量のマンガンは耐食性を低下させることもある。０．４重量％未満のマンガン含有量であると硫化物の量が不十分になり、１．２重量％を超える過剰量のマンガンは加工硬化の傾向を高め、それは被削性の低下につながる。好ましくはＭｎ含有量は０．５〜１．１重量％、より好ましくは０．５〜０．７重量％である。
マンガンは、硫化物の形態に影響を及ぼし、マンガン硫化物を形成して鋼の被削性を上昇させる。マンガンは、加工硬化の上昇および焼入れ性上昇の傾向も持つ。しかし、快削鋼中の多量のマンガンは耐食性を低下させることもある。０．４重量％未満のマンガン含有量であると硫化物の量が不十分になり、１．２重量％を超える過剰量のマンガンは加工硬化の傾向を高め、それは被削性の低下につながる。好ましくはＭｎ含有量は０．５〜１．１重量％、より好ましくは０．５〜０．７重量％である。
Ｐ：最大０．０５重量％
リンは、脆化の危険性があるため一般的に鋼には有害である。したがって、０．２重量％を超えるリン含有量は不利である。この場合、切削時に発生したスクラップのリサイクルを可能にするために、リンの量は最大で０．０５重量％に設定される。好ましくは、鋼は、リン含有量は最大で０．０３重量％とすべきである。
リンは、脆化の危険性があるため一般的に鋼には有害である。したがって、０．２重量％を超えるリン含有量は不利である。この場合、切削時に発生したスクラップのリサイクルを可能にするために、リンの量は最大で０．０５重量％に設定される。好ましくは、鋼は、リン含有量は最大で０．０３重量％とすべきである。
Ｓ：０．０４〜０．３重量％
硫黄は、硫化物、例えばマンガン硫化物などの硫化物の形成により鋼の被削性を上昇させる。これらの硫化物は、圧延、鍛造または冷間引抜きの際に容易に塑性変形を起こし、切削時の工具の摩耗が劇的に低減する。被削性に改善を得るために必要な硫黄含有量は、０．０４重量％以上、好ましくは少なくとも０．０５重量％、より好ましくは少なくとも０．０８重量％である。しかし、高い硫黄含有量は、熱間加工の際に問題が生ずることがある。腐食特性および表面品質も悪影響を受けることがある。先行する研究の結果は、硫黄の最大含有量は約０．３重量％であると示している。この限度を超える硫黄含有量を持つ鋼の被削性は、硫黄含有量が０．３重量％未満である材料と比べて増加した硫黄含有量の影響をそれほど有益に受けない。したがって、硫黄含有量は最大で０．３重量％、好ましくは最大で０．２５重量％、より好ましくは最大で０．１５重量％であるべきである。
硫黄は、硫化物、例えばマンガン硫化物などの硫化物の形成により鋼の被削性を上昇させる。これらの硫化物は、圧延、鍛造または冷間引抜きの際に容易に塑性変形を起こし、切削時の工具の摩耗が劇的に低減する。被削性に改善を得るために必要な硫黄含有量は、０．０４重量％以上、好ましくは少なくとも０．０５重量％、より好ましくは少なくとも０．０８重量％である。しかし、高い硫黄含有量は、熱間加工の際に問題が生ずることがある。腐食特性および表面品質も悪影響を受けることがある。先行する研究の結果は、硫黄の最大含有量は約０．３重量％であると示している。この限度を超える硫黄含有量を持つ鋼の被削性は、硫黄含有量が０．３重量％未満である材料と比べて増加した硫黄含有量の影響をそれほど有益に受けない。したがって、硫黄含有量は最大で０．３重量％、好ましくは最大で０．２５重量％、より好ましくは最大で０．１５重量％であるべきである。
Ｃｒ：最大２重量％
多量のクロムはステンレス鋼の形成をもたらすであろう。より少量のクロムは腐食特性を向上させるであろう。クロムは焼入れ性を向上させる元素でもあり、マンガン含有量が低すぎる場合硫化クロムを形成するであろう。本発明において、クロム含有量は、材料への悪影響を避けるため最大で２重量％であるべきである。クロム含有量が高くなると、炭化物量が急激に増えマトリックス中の炭素含有量が減るため、マルテンサイトの硬さを低下させる。より高いクロム含有量ではセメンタイト炭化物構造の変化も予期される。好ましくは、クロム含有量は０．１〜０．８重量％、より好ましくは０．１〜０．５重量％であるべきである。
多量のクロムはステンレス鋼の形成をもたらすであろう。より少量のクロムは腐食特性を向上させるであろう。クロムは焼入れ性を向上させる元素でもあり、マンガン含有量が低すぎる場合硫化クロムを形成するであろう。本発明において、クロム含有量は、材料への悪影響を避けるため最大で２重量％であるべきである。クロム含有量が高くなると、炭化物量が急激に増えマトリックス中の炭素含有量が減るため、マルテンサイトの硬さを低下させる。より高いクロム含有量ではセメンタイト炭化物構造の変化も予期される。好ましくは、クロム含有量は０．１〜０．８重量％、より好ましくは０．１〜０．５重量％であるべきである。
Ｎｉ：最大１重量％
少量加えられるニッケルは、被削性にも、腐食にも、焼入れ性にも実質的な影響を全く持たない。より多量では、ニッケルはオーステナイト相を安定化し、焼入れ後の残留オーステナイトの量を増やし、これは硬さを低下させるが焼入れ性および靭性が向上することもある。ニッケル合金はコストが高いため、ニッケル含有量は１重量％未満、好ましくは最大で０．５重量％、より好ましくは最大で０．４重量％であるべきである。
少量加えられるニッケルは、被削性にも、腐食にも、焼入れ性にも実質的な影響を全く持たない。より多量では、ニッケルはオーステナイト相を安定化し、焼入れ後の残留オーステナイトの量を増やし、これは硬さを低下させるが焼入れ性および靭性が向上することもある。ニッケル合金はコストが高いため、ニッケル含有量は１重量％未満、好ましくは最大で０．５重量％、より好ましくは最大で０．４重量％であるべきである。
Ｍｏ：最大０．５重量％
モリブデンは焼入れ性を上昇させる。しかし、高いモリブデン含有量は鋼の熱間加工性を損なうことがある。したがって、モリブデンの上限はこの場合０．５重量％であるべきである。モリブデンは、使用する原材料による不純物レベルで、すなわち最大およそ０．１重量％で存在することが多い。
モリブデンは焼入れ性を上昇させる。しかし、高いモリブデン含有量は鋼の熱間加工性を損なうことがある。したがって、モリブデンの上限はこの場合０．５重量％であるべきである。モリブデンは、使用する原材料による不純物レベルで、すなわち最大およそ０．１重量％で存在することが多い。
銅：最大２重量％
銅は、旋削時など、工具寿命に関して被削性に好ましい影響を与えることがある。銅は腐食特性を高めるとも報告されており、特に全面腐食の速度を低下させる。しかし、あまりにも高含有量で添加されると、銅は材料の熱間延性を低下させ、可能な限り小さい切屑をつくる能力を低下させることがある。したがって、銅は２重量％までの量で加えることができる。好ましくは、銅含有量は０．０２〜１．８重量％、より好ましくは０．３〜１．７重量％である。一実施形態によると、鋼は０．３〜１．０重量％のＣｕを含んでよい。
銅は、旋削時など、工具寿命に関して被削性に好ましい影響を与えることがある。銅は腐食特性を高めるとも報告されており、特に全面腐食の速度を低下させる。しかし、あまりにも高含有量で添加されると、銅は材料の熱間延性を低下させ、可能な限り小さい切屑をつくる能力を低下させることがある。したがって、銅は２重量％までの量で加えることができる。好ましくは、銅含有量は０．０２〜１．８重量％、より好ましくは０．３〜１．７重量％である。一実施形態によると、鋼は０．３〜１．０重量％のＣｕを含んでよい。
Ａｌ：最大０．１重量％
通常アルミニウムは、鋼の純度を上げるため脱酸剤として材料に添加される。しかし、多量のアルミニウムは被削性に悪影響を与え、次に、鋼の中に硬く脆いアルミニウム酸化物が増えるため工具摩耗を増加させる。したがって、本発明において、アルミニウム含有量は、被削性低下を防ぐため、可能な限り低く、０．１重量％未満にするべきである。鋼中のアルミニウム酸化物により起こる工具寿命への悪影響のため、本発明による鋼の製造時に、脱酸剤として好ましくはケイ素を使用すべきである。
通常アルミニウムは、鋼の純度を上げるため脱酸剤として材料に添加される。しかし、多量のアルミニウムは被削性に悪影響を与え、次に、鋼の中に硬く脆いアルミニウム酸化物が増えるため工具摩耗を増加させる。したがって、本発明において、アルミニウム含有量は、被削性低下を防ぐため、可能な限り低く、０．１重量％未満にするべきである。鋼中のアルミニウム酸化物により起こる工具寿命への悪影響のため、本発明による鋼の製造時に、脱酸剤として好ましくはケイ素を使用すべきである。
ホウ素：最大０．００８重量％
ホウ素は鋼の焼入れ性を上昇させ、少量では熱間加工性も向上させる。しかし、ホウ素窒化物の形成は、形成される介在物の硬さが比較的高いため工具摩耗を増加させると考えられることがある。過剰量のホウ素は、一般的に材料の熱間延性を低下させるとも考えられている。したがって、ホウ素含有量は最大で鋼中に０．００８重量％、好ましくは最大で０．００５重量％にするべきである。一実施形態によると、ホウ素は添加しない。
ホウ素は鋼の焼入れ性を上昇させ、少量では熱間加工性も向上させる。しかし、ホウ素窒化物の形成は、形成される介在物の硬さが比較的高いため工具摩耗を増加させると考えられることがある。過剰量のホウ素は、一般的に材料の熱間延性を低下させるとも考えられている。したがって、ホウ素含有量は最大で鋼中に０．００８重量％、好ましくは最大で０．００５重量％にするべきである。一実施形態によると、ホウ素は添加しない。
Ｂｉ＋Ｓｅ＋Ｔｅ：最大０．００５重量％
ビスマスは被削性を向上させる。しかし、ビスマスを合金元素として添加することはかなり費用がかかる。セレンおよびテルルも被削性を向上させる元素である。しかし、主にコストおよび環境面での理由から、セレンおよびテルルの両方の量は可能な限り低くするべきである。ビスマス、セレンおよびテルルは、合計で最大０．００５重量％まで加えることができる。好ましい実施形態によると、ビスマス、セレンまたはテルルは添加しない。
ビスマスは被削性を向上させる。しかし、ビスマスを合金元素として添加することはかなり費用がかかる。セレンおよびテルルも被削性を向上させる元素である。しかし、主にコストおよび環境面での理由から、セレンおよびテルルの両方の量は可能な限り低くするべきである。ビスマス、セレンおよびテルルは、合計で最大０．００５重量％まで加えることができる。好ましい実施形態によると、ビスマス、セレンまたはテルルは添加しない。
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ：最大０．２重量％
チタン含有量は、チタン炭窒化物の介在物の形成を避けるため可能な限り低くするべきである。これらの介在物は非常に硬く、工具摩耗を増加させる。そのため、チタン含有量は可能な限り低くするべきである。
チタン含有量は、チタン炭窒化物の介在物の形成を避けるため可能な限り低くするべきである。これらの介在物は非常に硬く、工具摩耗を増加させる。そのため、チタン含有量は可能な限り低くするべきである。
通常ニオブは高温で鋼の結晶粒の粗大化防止に有用であるが、内発的に形成したニオブ窒化物は被削性に不利な影響を有するであろう。したがって、ニオブ含有量は可能な限り低く保つべきである。
切削を要する用途に特に意図されていない材料において、加工の際の粒子成長を防止し鋼の脆性を低下させるためにジルコニウムが加えられることがある。しかし、ジルコニウムは炭化物および／または窒化物を形成することがあり、それは工具摩耗を増加させる。したがって、ジルコニウム含有量は可能な限り低くすべきである。
バナジウムは窒素および炭素と結合し炭窒化物を形成し、それにより結晶粒成長を防止する。しかし、バナジウム炭窒化物は、工具摩耗にチタン炭窒化物と同じ影響を有するので、バナジウム含有量も可能な限り低くすべきである。
したがって、被削性に対する不利な影響を避けるため、チタン、ニオブ、ジルコニウムおよびバナジウムの添加の和は最大０．２重量％にすべきである。一実施形態によると、チタン、ニオブ、ジルコニウムおよびバナジウムは添加しない。しかし、原料の選択によりこれらの元素が不純物として存在してもよいことに留意されたい。
不純物
鋼は、使用する原料および／または選択した製造プロセスに起因して通常存在する不純物を含んでよい。しかし、これらの不純物の含有量は、製造される鋼の性質がこれらの不純物の存在により実質的に影響されないように制御すべきである。そのような不純物の一例は、好適には０．０８重量％未満に保たれる窒素である。他の例は、先に説明したリンおよびアルミニウムであり、それらの量は注意深く監視すべきである。
鋼は、使用する原料および／または選択した製造プロセスに起因して通常存在する不純物を含んでよい。しかし、これらの不純物の含有量は、製造される鋼の性質がこれらの不純物の存在により実質的に影響されないように制御すべきである。そのような不純物の一例は、好適には０．０８重量％未満に保たれる窒素である。他の例は、先に説明したリンおよびアルミニウムであり、それらの量は注意深く監視すべきである。
本発明の鋼は、高周波炉溶解またはＡＯＤなどの従来の溶解法により製造できる。鋼は、好適には、７５０〜９５０℃の均熱温度で焼入れることができる。
好ましい実施形態によると、鋼は（重量％で）以下のおおよその組成を持つ：
Ｃ １
Ｓｉ ０．２
Ｍｎ ０．５
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ ０．２
Ｎｉ 最大０．４
Ｃｕ １．５
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
Ｃ １
Ｓｉ ０．２
Ｍｎ ０．５
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ ０．２
Ｎｉ 最大０．４
Ｃｕ １．５
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
他の好ましい実施形態によると、鋼は（重量％で）以下のおおよその組成を持つ：
Ｃ １
Ｓｉ ０．３
Ｍｎ １
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ ０．２
Ｎｉ ０．０５
Ｃｕ ０．０３
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
Ｃ １
Ｓｉ ０．３
Ｍｎ １
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ ０．２
Ｎｉ ０．０５
Ｃｕ ０．０３
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
第３の好ましい実施形態によると、鋼は（重量％で）以下のおおよその組成を持つ：
Ｃ １
Ｓｉ ０．２
Ｍｎ ０．５
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ ０．５
Ｎｉ ０．４
Ｃｕ ０．４
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
Ｃ １
Ｓｉ ０．２
Ｍｎ ０．５
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ ０．５
Ｎｉ ０．４
Ｃｕ ０．４
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
第４の好ましい実施形態によると、鋼は（重量％で）以下のおおよその組成を持つ：
Ｃ ０．９
Ｓｉ ０．２
Ｍｎ ０．５
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ １．５
Ｎｉ 最大０．１
Ｃｕ ０．４
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
Ｃ ０．９
Ｓｉ ０．２
Ｍｎ ０．５
Ｐ 最大０．０２
Ｓ ０．１
Ｃｒ １．５
Ｎｉ 最大０．１
Ｃｕ ０．４
残部Ｆｅおよび通常存在する不純物。
本発明の鋼は、典型的には、およそ８００℃で焼入れされた場合、焼入れ状態で少なくとも８５０ ＨＶ１の硬さを、３００℃で３０分間焼戻しの後少なくとも６００ ＨＶ１の硬さを有する。鋼は、インサート摩耗の基準に達する前の切削時間で表すと、相当する鉛添加鋼の被削性と少なくとも同じくらい良好な被削性も有する。刃先交換式（indexable）超硬合金インサートおよび切削速度およそ１５ｍ／分の場合、少なくとも１０時間の切削時間に達することができる。
〔実施例１〕組成
本発明による鋼の１２の異なる試験ヒートを高周波炉溶解により製造し、続いて２７０ｋｇのインゴットに鋳造した。亀裂を防ぐため、インゴットを、隔離した環境中で１週間、約１５５０℃から室温までゆっくりと放冷してから、再加熱および鍛造し直径４５ｍｍの丸い棒材にした。全ての試験の前に、材料を、約７５０℃でおよそ４時間軟化焼鈍し、その後およそ１０℃／時の速度で制御冷却した。
本発明による鋼の１２の異なる試験ヒートを高周波炉溶解により製造し、続いて２７０ｋｇのインゴットに鋳造した。亀裂を防ぐため、インゴットを、隔離した環境中で１週間、約１５５０℃から室温までゆっくりと放冷してから、再加熱および鍛造し直径４５ｍｍの丸い棒材にした。全ての試験の前に、材料を、約７５０℃でおよそ４時間軟化焼鈍し、その後およそ１０℃／時の速度で制御冷却した。
試験ヒートおよび鉛含有参考材料（ＲＥＦ１）の化学組成を表１に示すが、全ての数字を重量％で表す。参考材料は、大規模溶解、二次精錬および連続鋳造により製造した。
試験ヒートの全組成において、最大で０．０３％のＰ、最大で０．０２％のＮ、最大で０．０５％のＭｏ、最大で０．０５％のＡｌおよび最大で０．０３％のＶを含み、これらは試験ヒート中の不純物であると考えられる。しかし、Ｍｏは場合によって耐食性を高めるために材料に加えられることもある。
〔実施例２〕焼入れ性
外径４．９ｍｍ、内径４．１ｍｍおよび長さ１２．５ｍｍの中空の試験片の形態である、実施例１のヒート−６８から−７７、−７９および−９９の試験片を、２５℃／秒の速度で室温から８００℃に加熱することにより焼入れた。試験片を８００℃で５分保った。その後、試験片にヘリウムを流すことにより、制御された冷却速度で試験片を冷却した。制御された冷却速度を得るためにQuench-dilatometer（急冷膨張計）を利用して各ヒートの焼入れ性を試験した。低い冷却速度は、オーステナイト相からマルテンサイトでなくベイナイトまたはパーライトなどへの望ましくない相変態を起こして、材料の硬さの低下につながることがある。
外径４．９ｍｍ、内径４．１ｍｍおよび長さ１２．５ｍｍの中空の試験片の形態である、実施例１のヒート−６８から−７７、−７９および−９９の試験片を、２５℃／秒の速度で室温から８００℃に加熱することにより焼入れた。試験片を８００℃で５分保った。その後、試験片にヘリウムを流すことにより、制御された冷却速度で試験片を冷却した。制御された冷却速度を得るためにQuench-dilatometer（急冷膨張計）を利用して各ヒートの焼入れ性を試験した。低い冷却速度は、オーステナイト相からマルテンサイトでなくベイナイトまたはパーライトなどへの望ましくない相変態を起こして、材料の硬さの低下につながることがある。
熱処理の後、試験片をビッカース硬さ（ＨＶ１）およびミクロ組織に関して検査した。図１ａおよび図１ｂには、焼入れ後の供試材料の硬さを、材料を８００℃から７００℃に冷却するのにかかった時間（秒数）の関数として示す。冷却速度は、およそ３０℃／秒から４００℃／秒の間であった。図１ａおよび図１ｂに示されている試験結果を、表２にも列記する。
３種の材料、ヒート−７０、−７４および−７７が他の材料よりも高い焼入れ性を有することが分かる。これは冷却速度の低い焼入れでも高い硬さを持つことで示されている。より低い冷却速度が、満足できる硬さを得る一方で、焼入れ時の急冷速度の重大性が低いため材料をより容易に製造できることを示すことは周知である。ヒート−７０はマンガンの含有量が高く（１．１重量％）、ヒート−７４はクロム、ニッケルおよび銅の含有量が比較的高く（０．５３％のＣｒ、０．３５％のＮｉおよび０．３６％のＣｕ）、ヒート−７７はニッケルの含有量が比較的高く（０．３４％）、銅の含有量が高い（１．５０％）。他の供試材料では、焼入れ性の違いはあまり顕著でない。
焼入れ後にミクロ組織を調べると、ヒート−７０、−７４および−７７における、低い冷却速度の後ですら高い硬さが、多量のマルテンサイトのためでありベイナイトの形成のためではないことが示される。
試験結果は、マンガンおよびクロムならびに多量の銅が焼入れ性に有益な効果を持つのに対し、より少量の銅（ヒート−７５において約０．５％）ならびにニッケル、硫黄、ホウ素、ビスマスおよびカルシウムの添加が焼入れ性に与える影響が全くないか、またはその影響が限られていることを示している。したがって、焼入れ性の上昇は主にマンガンおよびクロム元素に依存すると考えられており、それぞれの量の増加が材料の焼入れ性を向上させる。
〔実施例３〕焼入れに次ぐ焼戻し
実施例２の焼入れ性試験に加え、試験片のいくつかを使用して焼入れに次ぐ焼戻しの後材料の硬さを検査した。表３は、およそ８００℃で約５分間焼入れし、その後４種の異なる温度、１００℃、２００℃、３００℃および５００℃で３０分間焼戻した後の材料の硬さ（ＨＶ１）を示す。結果は、焼入れおよび焼戻しの後の硬さの違いが小さいことを示す。異なるヒートの際の硬さの最大の違いは、焼戻しの前、すなわち焼入れの後、または３００℃未満の温度で焼戻しした後に見られる。
実施例２の焼入れ性試験に加え、試験片のいくつかを使用して焼入れに次ぐ焼戻しの後材料の硬さを検査した。表３は、およそ８００℃で約５分間焼入れし、その後４種の異なる温度、１００℃、２００℃、３００℃および５００℃で３０分間焼戻した後の材料の硬さ（ＨＶ１）を示す。結果は、焼入れおよび焼戻しの後の硬さの違いが小さいことを示す。異なるヒートの際の硬さの最大の違いは、焼戻しの前、すなわち焼入れの後、または３００℃未満の温度で焼戻しした後に見られる。
焼入れおよび焼戻しの後の硬さの違いが検査した鋼の間で小さいことは明らかである。３００℃未満の焼戻し温度が、硬さおよび残留オーステナイト含有量に関して鋼の間で一番大きな違いを与える。
〔実施例４〕被削性
実施例１の全組成について被削性を試験した。試験片は、直径がおよそ４０ｍｍであり、表面欠陥の影響を最小化するため事前に表面を旋削した。
実施例１の全組成について被削性を試験した。試験片は、直径がおよそ４０ｍｍであり、表面欠陥の影響を最小化するため事前に表面を旋削した。
全ての切削試験で、操作は長手方向に沿った旋削加工であり、切削深さを０．５ｍｍと１．５ｍｍの間で連続的に変えた。切削速度は１５ｍ／分であった。さらに、材料のいくつかを３０ｍ／分の切削速度でも試験した。全ての試験での切削送りは約０．０５ｍ／回転であった。切削試験は、Coromant CoroCut XS 3010タイプ、GC 1025グレードの被覆した刃先交換式超硬合金インサートにより実施した。切削時間の関数としてインサートの摩耗を測定することにより評価した。分で表す切削時間の関数としての切刃上のフランク摩耗として、結果を図２および図３に表す。
結果は、１つ（ヒート−７７）以外の全供試材料組成物が、鉛含有参考材料ＲＥＦ１と同じ範囲の、またはそれより遅い工具摩耗速度を与えることを示す。
硫黄および／またはマンガンの量がより多いと、おそらくは材料中のマンガン硫化物の高含有量のため、工具摩耗速度に関してより良好な被削性を与える。ホウ素は被削性に有益な効果を持つようである（ヒート−７２）。高含有量の銅（ヒート−７６および−７７において約１．５％）は、工具摩耗に関して被削性を損なうようである。最大で約０．５％（ヒート−７４および−７５）など、少量の銅は、工具摩耗に実質的な影響が全くないようである。
実施例１の供試材料のいくつかの被削性を、切削速度３０ｍ／分でも試験した。時間の関数として、供試材料では、鉛含有参考材料（ＲＥＦ１）に比べ同じ速度、またはより遅く工具摩耗が進行した。図３は、切削速度３０ｍ／分での試験の結果を示す。切削速度１５ｍ／分での試験と一致して、多量の硫黄および／またはホウ素は工具摩耗に関して良好な被削性を与える。マンガンの好ましい効果は、低い切削速度での試験の結果と比べて低い。
図４は、フランク摩耗が０．１ｍｍの時、異なる切削速度（１５ｍ／分および３０ｍ／分）で供試材料のいくつかの切削された体積を示す。フランク摩耗の基準に達する前に試験を停止したため、ヒート−７０の結果は外挿値である。低い切削速度と比べると、高い切削速度は一般的に、切削された体積の関数としてより多量の工具摩耗を与えた。例外は、ヒート−６８およびビスマス添加材、すなわちヒート−７９であった。
〔実施例５〕耐摩耗性
滑り摩耗に対する材料の耐性は、多くの材料パラメータおよび用途パラメータに依存している。しかし、供試材料の技術分野における多くの用途では、耐摩耗性に影響する２つの主な材料パラメータは、マトリックスの硬さおよび材料中の硬質粒子の量であるようである。
滑り摩耗に対する材料の耐性は、多くの材料パラメータおよび用途パラメータに依存している。しかし、供試材料の技術分野における多くの用途では、耐摩耗性に影響する２つの主な材料パラメータは、マトリックスの硬さおよび材料中の硬質粒子の量であるようである。
焼入れされた材料のマトリックス硬さが、焼入れ温度でオーステナイト中に溶解した炭素の量に比例し、材料中の硬質粒子の量が、焼入れ温度で分解しないセメンタイトの量により与えられるという仮定で、実施例１の供試材料の間の理論的な比較を行った。
理論計算は、Thermo-Calc（バージョンQ、データベースCCTSS）を利用して行った。これらの計算が平衡を仮定しており、したがって実際に起こり得ることの単に案内役である点に留意すべきである。本発明の鋼を焼入れするのに好適な温度と考えられる温度８００℃での結果を図５に示す。
結果は、供試材料間の違いがきわめて小さいことを示す。ヒート−７４における焼入れ温度での多量のセメンタイトおよび低い炭素含有量は、おそらく、セメンタイトを安定化させる高含有量のクロムによるものである。より高い焼入れ温度では、ヒート−７４においてより多くのセメンタイトが溶解でき、より多量の炭素をマトリクス中に与える。他方で、マトリクス中のより高い炭素含有量は、材料の焼入れ時に残留オーステナイト形成の傾向を高める。多量の残留オーステナイトは硬さを低め、材料の耐摩耗性も損なうことがある。
ヒート−７７では、より低い炭素含有量がオーステナイト中に溶解する炭素を少なくし、焼入れ温度で残留するセメンタイトの量も少なくする。
〔実施例６〕腐食
ヒート−９９以外の実施例１のヒートの耐食性を人工気候室中で試験した。鋼が受けるはずの実際の環境条件を模するため周期的なプログラムにより湿度レベルを変動させた。主なサイクルは以下に示すサイクル１の反復に基づく。
サイクル１
ステップ１． ３５℃および相対湿度（ＲＨ）９０％で７時間一定状態
ステップ２． １．５時間かけて相対湿度（ＲＨ）４５％に直線的低下
ステップ３． ３５℃および相対湿度（ＲＨ）４５％で２時間一定状態
ステップ４． １．５時間で相対湿度（ＲＨ）９０％まで直線的上昇
ヒート−９９以外の実施例１のヒートの耐食性を人工気候室中で試験した。鋼が受けるはずの実際の環境条件を模するため周期的なプログラムにより湿度レベルを変動させた。主なサイクルは以下に示すサイクル１の反復に基づく。
サイクル１
ステップ１． ３５℃および相対湿度（ＲＨ）９０％で７時間一定状態
ステップ２． １．５時間かけて相対湿度（ＲＨ）４５％に直線的低下
ステップ３． ３５℃および相対湿度（ＲＨ）４５％で２時間一定状態
ステップ４． １．５時間で相対湿度（ＲＨ）９０％まで直線的上昇
各材料の３つの試験片を直径４０ｍｍ×１０ｍｍとして調製した。試験片のエンベロープ表面を旋削し、端面を研磨した。
開始前に、全ての試験片を塩化ナトリウム溶液（１％ＮａＣｌ）に１時間浸漬し、およそ５分間過剰な液体を流し、腐食速度を加速させた。最初のサイクルでは、ステップ１をステップ５に替えた。
ステップ５． ３５℃および相対湿度（ＲＨ）９０％で６時間一定状態
ステップ５． ３５℃および相対湿度（ＲＨ）９０％で６時間一定状態
上記のサイクルに８時間、２４時間、４８時間および９６時間暴露した後、試験片を検査した。検査毎に、腐食の量を、各試験片の腐食領域に関して分類した。以下の記号を用いた：
Ａ＝試験片上に腐食なし
Ｂ＝表面の２０％未満が腐食している
Ｃ＝表面の２０％から７０％が腐食している
Ｄ＝表面の７０％超が腐食している
Ａ＝試験片上に腐食なし
Ｂ＝表面の２０％未満が腐食している
Ｃ＝表面の２０％から７０％が腐食している
Ｄ＝表面の７０％超が腐食している
表４に示す結果は、マンガン硫化物を形成するほどに硫黄およびマンガンの含有量が高い場合、耐食性、および特に全面腐食を開始する時間が減少することを示す。これは、例えば、２４時間後にすでに分類Ｄの腐食攻撃を示すヒート−７１およびヒート−７０に見られる。他の元素は著しい影響を全く持たないようである。
鋼間でわずかな違いのみが存在する。参考材料（ＲＥＦ１）と同様に、全ての鋼は、腐食に対して保護されていなければ時間と共に腐食するであろう。意図される用途では腐食は問題ではない。しかし、取扱いプロセスで、材料が保護されないまま長期間放置されないことを実証しなければならない。本開示に記載された鋼のいくつかは、参考材料よりも長期間高い耐食性を示す。
〔実施例７〕大規模溶解
本発明の鋼の３つの異なる試験ヒートを、高周波炉溶解およびその後の１０トンのインゴットへの鋳造により製造した。割れを防ぐため、材料を９５０℃までゆっくりと放冷し、それから約１１００℃に再加熱した。その後、材料を、１０５×１０５ｍｍの四角いビレットに熱間圧延した。ビレットを全面研磨してから、線材圧延を実施した。その後の軟化焼鈍を伴う線材引抜加工を実施し、直径３ｍｍを超える最終寸法にし、その後直径３．０ｍｍに矯正加工および研磨した。約７５０℃でおよそ５時間軟化焼鈍を行い、その後６５０℃におよそ１０℃／時の速度で制御された冷却を行った。
本発明の鋼の３つの異なる試験ヒートを、高周波炉溶解およびその後の１０トンのインゴットへの鋳造により製造した。割れを防ぐため、材料を９５０℃までゆっくりと放冷し、それから約１１００℃に再加熱した。その後、材料を、１０５×１０５ｍｍの四角いビレットに熱間圧延した。ビレットを全面研磨してから、線材圧延を実施した。その後の軟化焼鈍を伴う線材引抜加工を実施し、直径３ｍｍを超える最終寸法にし、その後直径３．０ｍｍに矯正加工および研磨した。約７５０℃でおよそ５時間軟化焼鈍を行い、その後６５０℃におよそ１０℃／時の速度で制御された冷却を行った。
試験ヒートおよび鉛含有参考材料（ＲＥＦ２）の化学組成を表５に示す。全ての数値は重量％である。参考材料は、大規模溶解、二次精錬および連続鋳造により製造した。
試験ヒートの全組成において、最大０．０３％のＰ、最大０．０２％のＮ、最大０．０５％のＭｏ、最大０．０５％のＡｌおよび最大０．０３％のＶを含み、これらは試験ヒート中の不純物であると考えられる。
表５に示した全組成について被削性を試験した。切削試験の全てで、操作は、切削深さが０．１５ｍｍ、０．８０ｍｍおよび１．０ｍｍの間で変化するプランジ研削操作であった。切削速度は２０ｍ／分または３０ｍ／分であった。全ての試験で切削送りは、０．０１５ｍｍ／回転であった。切削試験は、BIMU 065L 3,5タイプ、Bi40グレードの被覆された刃先交換式超硬合金インサートで実施した。切削時間の関数として寸法および表面粗さを測定して評価を行った。結果を、切削された部品の数の関数としての寸法変化として図６および図７に、切削された部品の数の関数としての表面粗さとして図８および図９に示す。
結果は、１つ（ヒート−３０７）以外の試験した組成の全てが、参考材料ＲＥＦ２と同等な寸法変化および表面粗さを与えることを示す。切削速度２０ｍ／分でのヒート−３０７では、寸法変化が他のヒートに比べ異なるパターンを示したので、図６を参照されたい。切削速度３０ｍ／分では、ヒート−３０７は、過度に長い切屑が形成しその切屑を排出するのが困難であるため試験できなかった。
硫黄の量が多くなると、おそらくは材料中のマンガン硫化物の高含有量のため、寸法変化に関してより良好な被削性を与える。クロムは、被削性に有害な影響を与えるようである（ヒート−３０７）。
上述の被削性試験に加え、直径３ｍｍの寸法の試験片を使用し、焼入れおよび焼戻しの後の材料の硬さを調べた。表６は、それぞれ４分、１０分の間におよそ８００℃で焼入れし、その後、２つの異なる温度、２５０℃および４００℃で３０分間焼戻しした後の材料の硬さ（ＨＶ５）を示す。
結果は、ヒート−３０７を除き、焼入れおよび焼戻しの後の硬さの違いが小さいことを示す。異なるヒート間で一番大きい硬さの違いは、焼戻しの前、すなわち焼入れの後、または２５０℃で焼戻しの後に見られる。他のヒートと比べたヒート−３０７の硬さの違いは、おそらく、ヒート−３０７のクロム含有量が高いため、加熱中のオーステナイト相中に溶解している炭化物が少なく、炭素含有量が低下する効果である。
Claims (17)
- 質量％で、下記組成：
Ｃ ０．８５〜１．２
Ｓｉ ０．１〜０．６
Ｍｎ ０．４〜１．２
Ｐ 最大０．０５
Ｓ ０．０４〜０．３
Ｃｒ ０．１〜０．８
Ｎｉ 最大０．５
Ｍｏ 最大０．５
Ｃｕ ０．３〜１．７
Ａｌ 最大０．１
Ｂ 最大０．００８
Ｂｉ＋Ｓｅ＋Ｔｅ 最大０．００５
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ 最大０．２
残部 Ｆｅおよび不可避的不純物
を有する無鉛鋼。 - ０．９〜１．１質量％のＣを含む、請求項１に記載の無鉛鋼。
- ０．１５〜０．３質量％のＳｉを含む、請求項１または２に記載の無鉛鋼。
- ０．５〜１．１質量％のＭｎを含む、請求項１〜３のいずれかに記載の無鉛鋼。
- ０．０５〜０．２５質量％のＳを含む、請求項１〜４のいずれかに記載の無鉛鋼。
- ０．０８〜０．１５質量％のＳを含む、請求項５に記載の無鉛鋼。
- ０．１〜０．５質量％のＣｒを含む、請求項１〜６のいずれかに記載の無鉛鋼。
- ０．３〜１．０質量％のＣｕを含む、請求項１〜７のいずれか１項に記載の無鉛鋼。
- 最大で０．００５質量％のＢを含む、請求項１〜８のいずれかに記載の無鉛鋼。
- Ｂの添加を含まない、請求項１〜９のいずれかに記載の無鉛鋼。
- Ｂｉ、ＳｅおよびＴｅの添加を含まない、請求項１〜１０のいずれかに記載の無鉛鋼。
- Ｔｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＶの添加を含まない、請求項１〜１１のいずれかに記載の無鉛鋼。
- 線材の形態である、請求項１〜１２のいずれかに記載の無鉛鋼。
- 精密バルブに使用するための、請求項１〜１３のいずれかに記載の無鉛鋼。
- 時計に使用するための、請求項１〜１３のいずれかに記載の無鉛鋼。
- 測定プローブに使用するための、請求項１〜１３のいずれかに記載の無鉛鋼。
- 精密工具に使用するための、請求項１〜１３のいずれかに記載の無鉛鋼。
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